(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ≦０．００５％、０．１％≦Ｓｉ≦４．０％、０．１％≦Ａｌ≦４．０％、０．０２％≦Ｍｎ≦１．０％、残部Ｆｅ及び不可避的不純物よりなるスラブを熱間圧延した後、そのまま熱延板焼鈍なしで、あるいは、熱延板焼鈍又は自己焼鈍を施し、酸洗を行い、一回または中間焼鈍を挟む二回以上の冷間圧延をおこなった後、仕上焼鈍を行ない、引続きスキンパス圧延後に歪取り焼鈍を施す無方向性電磁鋼板の製造方法において、前記スキンパス圧延前の平均結晶粒径が５８μｍ以上２００μｍ以下の鋼板に対し、１％以上７％以下の圧下率のスキンパス圧延を施した後、高温で変態が起こらない成分系の鋼板では８００℃以上１０００℃以下の温度内で、あるいは、変態が起こる成分系の鋼板では８００℃以上のα域の温度内で歪取り焼鈍を施すことを特徴とする磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は主に電気機器やハイブリッド自動車等のモータの鉄心として用いられる無方向性電磁鋼板の製造法に関するものであり、特に、歪取り焼鈍後に圧延方向に良好な磁気特性を備えた無方向性電磁鋼板の製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
モータのコアとして無方向性電磁鋼板が用いられる場合、一体でのステータ形状に打ち抜き、積層してコアとすることが多く、その場合は、鋼板面内での全周方向に磁気特性が良い、つまり磁気特性の異方性の少ない材料が適しており、従来、特許文献１に示されるように、スキンパス圧延前の結晶粒径に応じた圧延率でスキンパス圧延することにより、磁気特性を改善する技術が知られていた。
しかし、最近では鋼板歩留まりや巻線充填率を向上しやすい小分割したコアを組み合わせて使う分割タイプの製造方法がとられる場合が増えており、この場合、ティース部分で磁束の集中が起こることから、ティース方向での磁気特性に優れることが望ましい。
分割コアでは鋼板に対して任意の方向にコアを打ち抜くことが可能であり、特定方向の磁気特性に優れる、異方性を持った鋼板が適している。
【０００３】
この課題に対し、仕上焼鈍後にスキンパス圧延を施してから歪取り焼鈍を行うことで圧延方向の磁気特性を改善し、更に粗大な結晶粒径を得られることからヒステリシス損失を低減できる方法が、例えば、特許文献２、３によって提案されている。
しかし、それらの方法では、スキンパス圧延前の結晶粒径は、一定の大きさよりも小さくすることが必要とされていた。スキンパス圧延前の結晶粒径を制限することは、仕上焼鈍温度を低温側へ制限することで実現でき、燃料費削減によるコストメリットがある一方で、焼鈍温度の異なる他鋼種との工程管理を煩雑化させること、低温であることにより未再結晶となる可能性が高まり、大きく特性が劣化する懸念があるなどのデメリットもある。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００４】
【特許文献１】特開平１０−１８３２４７号公報
【特許文献２】特開２００６−２６５７２０号公報
【特許文献３】特開２００８−１２７６０８号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
本発明は、無方向性電磁鋼板の製造に際し、仕上焼鈍後にスキンパス圧延を施すことで歪取り焼鈍後に圧延方向に良好な磁気特性を得るにあたり、スキンパス圧延前の結晶粒径に制限があるという課題を解決し、圧延方向の磁気特性を改善する製造方法を提供するものである。
【課題を解決するための手段】
【０００６】
発明者らは、スキンパス圧延を用いて圧延方向の磁気特性が改善するという現象は、メタラジーの観点では、歪誘起粒成長により歪量の少ない特定の結晶粒が歪量の多い周りの結晶粒を蚕食して異常粒成長する結果であるという事実に着目し、その観点からさらに詳細に検討を重ねた。
その結果、歪取り焼鈍の温度をより高温化することで歪誘起粒成長を起こすことが可能となり、更にスキンパス圧下率を７％以下に抑えることで、圧延方向に良好な磁気特性を持つ結晶粒を優先的に成長させることが可能となることを見出した。
本発明は、このような知見に基づきなされたもので、その要旨は以下の通りである。
【０００７】
質量％で、Ｃ≦０．００５％、０．１％≦Ｓｉ≦４．０％、０．１％≦Ａｌ≦４．０％、０．０２％≦Ｍｎ≦１．０％、残部Ｆｅ及び不可避的不純物よりなるスラブを熱間圧延した後、そのまま熱延板焼鈍なしで、あるいは、熱延板焼鈍又は自己焼鈍を施し、酸洗を行い、一回または中間焼鈍を挟む二回以上の冷間圧延をおこなった後、仕上焼鈍を行ない、引続きスキンパス圧延後に歪取り焼鈍を施す無方向性電磁鋼板の製造方法において、前記スキンパス圧延前の平均結晶粒径が５８μｍ以上２００μｍ以下の鋼板に対し、１％以上７％以下の圧下率のスキンパス圧延を施した後、高温で変態が起こらない成分系の鋼板では８００℃以上１０００℃以下の温度内で、あるいは、変態が起こる成分系の鋼板では８００℃以上のα域の温度内で歪取り焼鈍を施すことを特徴とする磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【０００８】
本発明によれば、圧延方向の磁気特性が極めて優れた無方向性電磁鋼板を低コストで提供することができる。
【発明を実施するための形態】
【０００９】
仕上焼鈍後、スキンパス圧延を施し、更に歪取り焼鈍を行うことで圧延方向の磁気特性に優れる無方向性電磁鋼板を製造する製造法において、スキンパス圧延前の結晶粒の粒径が、５０μｍを超えるような粗大な場合には磁気特性の改善が得られなかった。
この課題に対し、メタラジーの観点から問題を見直した結果、磁気特性の改善が無い条件下では歪誘起粒成長が起こっていないことを突き止めた。
歪誘起粒成長が起こらない原因はスキンパス圧延で導入した歪量が少ないために粒成長に対する充分な駆動力が得られなかったためと推察し、歪取り焼鈍温度を高温化することで粒成長の駆動力を補うことが出来る可能性があると考えた。
以下に本発明に至った実験結果について述べる。
【００１０】
（実験1）
質量％で、Ｃ：０．００１７％、Ｍｎ：０．５１％、Ｓ：０．００１３％、Ｎ：０．００１５％、Ｓｉ：０．５０％、Ａｌ：０．１０％、Ｔｉ：０．００１６％、残部Ｆｅおよび不可避的な不純物を含む電磁鋼板スラブに対して、熱延により板厚２．０ｍｍとし、酸洗し、板厚０．５０ｍｍに冷間圧延し、８３０℃×３０秒の仕上焼鈍を施し、平均結晶粒径を６０μｍとした（この段階のものを試料１とする）。その後圧下率３％でスキンパス圧延し、７５０，８００，８５０℃のそれぞれの温度で２時間の歪取り焼鈍を行い、圧延方向の磁気特性の測定を行った。
この結果を表１に示す。なお圧延方向をＬ方向と称し、表中のＷ15/50 L、  Ｂ50 Lは圧延方向の磁気特性を意味する。
【００１１】
【表１】
0005402694.tif 000002
【００１２】
表１よりスキンパス圧延前の結晶粒径が６０μｍでは７５０℃の歪取り焼鈍では圧延方向の磁気特性が改善していないが、８００℃以上に高温化すると改善が見られる。実際に鋼板の金属組織を観察したところ試料２は粒成長していなかったが、試料３、４は歪誘起粒成長により４００μｍを超す平均結晶粒径に粗大化しており、前記の想定が正しかったことが判明した。
【００１３】
（実験２）
実験１で作成した試料１に対して種々の圧下率でスキンパス圧延を施した後、８００℃×２時間の歪取り焼鈍を施し、圧延方向の磁気測定を行った。この結果を表２に示す。
【００１４】
【表２】
0005402694.tif 000003
【００１５】
鉄損Ｗ15/50 Lに関しては、どの試料においてもスキンパス圧延前と比べて改善しているが、磁束密度Ｂ50 Lに関しては、試料４ではスキンパス圧延前と変わっていない。この原因としては、圧下率が強すぎたために均一に歪が導入され、歪誘起粒成長における特定の結晶粒の優先性が失われたためと考えられる。
このようにスキンパス圧延前の結晶粒径が５０μmを超すような粗大な場合にも歪取り焼鈍温度を高温化することで磁気特性の改善が可能となり、更にスキンパス圧下率を７％以下に限定することで圧延方向に対する磁気異方性を高めることが可能となることは本発明で初めて知見したものである。
【００１６】
以上のような検討を経てなされた本発明について、以下、順次説明する。まず、鋼組成の限定理由について説明する。
Ｃは、磁気時効が起こり磁気特性が劣化してしまう原因になることから極力低減することが望ましく、含有量を０．００５％以下とした。好ましくは０．００３％以下である。なお、下限は、製造上の負荷から０．００１％とするのが好ましい。
Ｓｉは、電磁鋼板の固有抵抗を高める元素で鉄損の低減に有効であることから、０．１％以上含有することが必要である。添加量が多いほど鉄損には有効であるが、多すぎると脆化して冷間圧延時の通板性に悪影響を与えることから上限を４．０％とした。
Ａｌも電磁鋼板の固有抵抗を高める元素で鉄損の低減に有効であることから、０．１％以上含有することが必要である。添加量が多いほど鉄損には有効であるが、多すぎると飽和磁束密度Ｂｓの低下により磁気特性が劣化してしまうことから上限を４．０％とした。
Ｍｎは、熱間圧延時の赤熱脆性を防ぐために０．０２％以上の含有が必要であるが、Ｍｎを１．０％を超えて含有させると、Ｂｓの低下により磁気特性が劣化してしまうことから上限を１．０％とした。
【００１７】
無方向性電磁鋼板では、上記元素の他、不可避的不純物として、または磁気特性を良好にする元素として、Ｓ、Ｐ、Ｏ、Ｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｂの１種以上を含有させる場合があるが、本発明の機械特性及び磁気特性を損なわない範囲でそれらの元素を含有することは可能である。
ただし、従来どおり、不純物として有害とされるＳ、Ｏ、Ｎ、Ｔｉは少ない方が好ましく、いずれも０．００３％以下であることが望ましい。また、これら不純物を無害化するための元素として、Ｃａ、ＲＥＭを添加しても差し支えない。
【００１８】
次に本発明の製造条件について説明する。
本発明では、前記成分からなる鋼素材として、転炉で溶製され連続鋳造あるいは造塊−分塊圧延により製造される鋼スラブを用いることができる。鋼スラブは公知の方法にて加熱され、引続き熱間圧延されて所要板厚の熱延板とされる。
この後、熱延板焼鈍、または自己焼鈍を行うと圧延方向の磁気特性をより高めることが出来ることから望ましい。ただし熱間圧延ままであってもスキンパス圧延前の特性よりも圧延方向の磁気特性を高める本発明の効果は得られるので問題はない。
この熱延板を酸洗し、冷間圧延、または中間焼鈍を含む２回の冷間圧延により所定の板厚とし、仕上焼鈍を行う。
【００１９】
仕上焼鈍の条件については特に制限はなく、再結晶を充分に進行させるため、あるいは他鋼種との通板の兼ね合いから焼鈍温度を決めることができ、この際に平均結晶粒径が５８μｍ以上となってもスキンパス圧延を用いた磁気特性改善が行える点が本発明の効果である。
ただし、粒径が２００μｍを超すと歪誘起粒成長の元になる圧延方向の磁気特性に良好な結晶方位を持つ結晶粒の個数密度が少なくなり、焼鈍後に圧延方向の磁気特性の改善が得難くなることから２００μｍ以下である必要がある。
【００２０】
この後、１％〜７％の圧下率でスキンパス圧延を施す。上限を７％としたのは、特定の結晶粒の優先性が失われて圧延方向に対する磁気特性の改善効果が薄くなるからである。下限を１％としたのは、圧下率が低すぎると歪誘起粒成長に必要な歪が足りないために効果が得られなくなるからである。
【００２１】
スキンパス圧延後の歪取り焼鈍は、高温で変態が起こる（Ｓｉ＋２Ａｌ）＜２％の成分系では、８００℃以上のα域の温度内で行う。変態の起こらない２％≦（Ｓｉ＋２Ａｌ）の成分系では、８００℃以上１０００℃以下、更に好ましくは８５０℃以上の温度で行う。
この焼鈍はバッチ焼鈍であっても連続焼鈍であっても良い。焼鈍温度がより高温の方が望ましいのは確実に歪誘起粒成長を引き起こすためであり、余りに粒径が粗大な場合や導入した歪の回復過程に影響を持つ合金成分や微量の不純物、また粒界の移動を妨げる析出物がある場合は８００℃であっても歪誘起粒成長が起こらない場合があるからである。歪誘起粒成長が起こらない場合は本発明の範囲内で焼鈍温度を高温化すれば良い。
スキンパス圧延及びその後の歪取り焼鈍は、鋼板の製造過程で実施しても良いし、需要家で行っても構わない。またコア形状に加工する前に歪取り焼鈍を行った場合は、加工後に更に2度目の歪取り焼鈍を行っても構わない。
以下、実施例により、本発明の実施可能性及び効果についてさらに説明する。
【実施例１】
【００２２】
Ｃ：０．００３％、Ｍｎ：０．２％、Ａｌ：０．１％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物に加え、Ｓｉ量を０．１％、１．０％と変えた無方向性電磁鋼板スラブを１１５０℃に加熱して熱間圧延し板厚を２．２ｍｍとして、酸洗し、板厚０．５０ｍｍに冷間圧延し、８４０℃×３０秒の仕上焼鈍を施した。得られた鋼板は再結晶が完了しており、平均結晶粒径は、Ｓｉ量０．１％の鋼板が６７μｍ、Ｓｉ量１．０％の鋼板が５８μｍであった。
これらの鋼板に種々の圧下率でスキンパス圧延を施した後、７５０℃×２時間、または８２０℃×２時間の歪取り焼鈍を行った。得られた鋼板の磁気特性の測定結果を表３に示す。
【００２３】
表３において、スキンパス圧下率０％はスキンパス圧延を施さずに焼鈍を行った結果であり、スキンパス圧延前と比べて鉄損が改善している。本発明の特徴はスキンパス圧延工程を加えることで、単純に歪取り焼鈍を行ったこの特性と同等、あるいはそれ以上に鉄損を改善し、更に磁束密度の向上が実現できることである。
表３を見ると、試料２、３は単純に歪取り焼鈍を行った試料１に比べて鉄損Ｗ15/50 Lの改善が見られず、これは歪取り焼鈍温度が低い結果である。試料１０も同様に試料９に比べて鉄損Ｗ15/50 Lが改善していない。
試料４、１２は、それぞれ、試料１、９に比べて鉄損Ｗ15/50 Lが改善しているが、スキンパス圧下率が高すぎたために磁束密度Ｂ50 Lが悪化している。また試料８、１６についても同様にＢ50 Lが悪化している。
試料６、７はスキンパス圧延前、及び試料５と比べて鉄損W15/50 L、磁束密度B50 L共に改善している。試料１４も同様にスキンパス圧延前、及び試料１３よりも磁気特性が優れており、本発明の範囲にある場合にある場合にだけ圧延方向の磁気特性の改善が得られている。
【００２４】
【表３】
0005402694.tif 000004
【実施例２】
【００２５】
Ｃ：０．００３％、Ｍｎ：０．２％、Ａｌ：０．１％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物に加え、Ｓｉ量を２．０％、２．９％と変えた無方向性電磁鋼板スラブを１１５０℃に加熱して熱間圧延し板厚を２．２ｍｍとして、酸洗し、板厚０．５０ｍｍに冷間圧延し、９００℃×３０秒の仕上焼鈍を施した。得られた鋼板は再結晶が完了しており、平均結晶粒径はＳｉ量０．１％の鋼板が８５μｍ、Ｓｉ量１％の鋼板が７０μｍであった。
これらの鋼板に種々の圧下率でスキンパス圧延を施した後、７５０℃×２時間、または８５０℃×２時間の歪取り焼鈍を行った。得られた鋼板の磁気特性の測定結果を表４に示す。
表４において、試料２〜４、１０〜１２はスキンパス圧延前よりも鉄損Ｗ15/50 Lが悪化している。試料８、１６は磁束密度Ｂ50 Lが悪化している。一方で試料６、７はスキンパス圧延前、そして試料５よりも鉄損Ｗ15/50 L、磁束密度Ｂ50 L共に改善している。試料１４、１５も同様にスキンパス圧延前、及び試料１３よりも磁気特性が改善している。
【００２６】
【表４】
0005402694.tif 000005
【実施例３】
【００２７】
実施例２で得られた熱延板を、９００℃×１分の熱延板焼鈍を施し、酸洗し、板厚０．５０ｍｍに冷間圧延し、９００℃×３０秒の仕上焼鈍を施した。得られた鋼板は再結晶が完了しており、平均結晶粒径はＳｉ量０．１％の鋼板が１１１μｍ、Ｓｉ量１％の鋼板が７３μｍであった。
これらの鋼板に種々の圧下率でスキンパス圧延を施した後、７５０℃×２時間、または８５０℃×２時間の歪取り焼鈍を行った。得られた鋼板の磁気特性の測定結果を表５に示す。
発明例では、スキンパス圧延前及び同じ温度でスキンパス圧延無しで歪取り焼鈍を行った特性よりも鉄損、磁束密度共に改善している。
【００２８】
【表５】
0005402694.tif 000006